钢材的韧性主要通过晶粒细化或引入残余奥氏体来提高^[1-3].晶粒细化在提高钢材韧性的同时，可提高强度，是一种理想的韧化方式.但常规工艺下，晶粒细化的能力有限.为获得残余奥氏体，需在钢中添加一定量的镍或锰元素.此种方式资源消耗大，成本高.

如冲击过程中断口发生分裂，则可显著降低裂纹尖端的法向应力，促进塑性变形，提高韧性.Kimura等基于孔型温变形工艺，通过分裂使屈服强度高达1 840 MPa的Fe-0.4%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢在-20 ℃到-60 ℃的温度范围内，夏比冲击吸收功超过200 J^[4]；Zou等通过分裂使中锰钢板的上平台能量值超过450 J^[5].冲击断口分裂提高韧性的方法可称为分裂增韧.前期研究发现，两相区轧制可把低碳微合金钢的晶粒尺寸细化至3 μm以下，产生层状超细晶组织^[6].通过分裂使钢板具有优异的韧性，但钢板的屈强比高达0.9.本文拟通过在两相区轧制后淬火引入一定量的马氏体，来降低钢板的屈强比，解决层状超细晶钢板屈强比过高的问题.

实验用钢取自国内某钢厂低碳微合金钢连铸坯，化学成分(质量分数)为Fe-0.10%C-0.32%Si-1.5%Mn-0.04%Nb-0.032%V-0.015%Ti.实验钢的A_c1和A_c3温度分别为723 ℃和854 ℃^[6].采用轧制技术及连轧自动化国家重点实验室的ϕ450 mm双辊可逆实验轧机，把钢坯热轧至30 mm，随后水淬至室温.在水淬钢板上切取长150 mm，宽70 mm的小钢板，作为后续两相区轧制实验的原料.分别把小钢板放入炉腔温度为750 ℃和810 ℃的加热炉中保温1.5 h，使钢板温度充分均匀.随后采用ϕ450 mm双辊可逆实验轧机进行轧制实验.轧制规程和每道次的等效应变速率()如表 1所示.第3道次后把钢板放入加热炉中5 min，以补偿温降.轧制结束后把钢板快速水淬至室温，以引入马氏体.两块钢板分别简称为DPR750和DPR810(DPR，dual-phase region rolling).

表 1(Table 1)

表 1 轧制规程和每道次的等效应变速率() Table 1 Rolling schedule and equivalent strain rate () 道次 初始 1 2 3 4 5 6 7 轧后厚度/mm 30 26 22 18 15 12 9 7 /s-1 7.2 8.4 10.0 10.5 12.9 16.6 17.8

表 1 轧制规程和每道次的等效应变速率() Table 1 Rolling schedule and equivalent strain rate ()

在实验钢1/4宽度位置切取金相试样，研磨抛光后，采用体积分数为4%的硝酸乙醇溶液腐蚀，在ZEISS ULTRA 55场发射扫描电镜(SEM)上观察钢板纵断面的组织.基于实验钢组织的SEM形貌，采用面积法测量马氏体的体积分数.采用电子背散射衍射(EBSD)获得组织的晶界分布特征.采用电解抛光制备试样，并在ZEISS ULTRA 55场发射扫描电镜上进行EBSD分析.沿钢板的轧向加工平行区直径4 mm的圆棒拉伸试样，原始标距20 mm，按GB/T 228.1—2010执行.拉伸试验在Instron 4206试验机上进行，采用恒定横梁位移控制模式，速度为3 mm/min.沿钢板的轧向加工5 mm×10 mm×55 mm的V型缺口冲击试样，采用三思ZBC2452-B摆锤冲击试验机检测实验钢20~-40 ℃的夏比冲击韧性.

DPR750和DPR810实验钢的SEM形貌和晶界分布如图 1所示.可知，两相区轧制后淬火，在组织中引入了一定量的马氏体.在DPR750钢中，马氏体呈压扁状，在铁素体晶界处沿轧向分布，体积分数为14.4%；同时，铁素体是基体，由大角晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为2.7 μm，组织整体呈层状分布，较为不均匀.在DPR810钢中，马氏体的扁平状程度减弱，体积分数为14.6%，铁素体基体倾向等轴状，由大角晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为2.6 μm，组织相对均匀.由晶界分布图可知，DPR750钢组织中含有较多的小角晶界，比例为55.1%；组织中存在拉长的晶粒，也存在由大角晶界包围的等轴晶.DPR810钢的小角晶界的比例降低至48.7%，由大角晶界包围的等轴超细晶的数量显著增加.

图 1(Fig. 1)

图 1 实验钢组织的SEM形貌和EBSD分析结果 Fig.1 SEM morphologies and EBSD analyses results of the tested steel plates (a)—DPR750-SEM; (b)—DPR810-SEM; (c)—DPR750-EBSD; (b)—DPR810-EBSD.

研究发现，铁素体在变形过程中受Z参数(Z= exp(Q/RT))控制，可发生动态回复和动态再结晶^[7].由于铁素体具有高的层错能，使变形过程中形成的位错很容易发生交滑移和攀移，无法累积足够的能量来推动动态再结晶的发生，导致动态回复成为主要的组织演变机制，从而形成层状超细晶组织^[8].这就解释了750 ℃轧制时的组织演变情况.升高变形温度或降低应变速率会促进动态再结晶的发生，生成等轴的超细晶组织^[9].因此，轧制温度升高至810 ℃时，发生一定的再结晶，生成了一定数量的等轴超细晶晶粒，组织的层状结构减弱，小角晶界的比例降低.虽然DPR750钢板组织的等轴超细晶晶粒的尺寸小于DPR810钢板的，但DPR750钢板中存在大量粗大、拉长的铁素体晶粒，使其铁素体平均晶粒尺寸略大于DPR810钢板的铁素体平均晶粒尺寸.

实验钢拉伸过程中的工程应力-工程应变曲线如图 2所示，拉伸性能如表 2所示.可知，两块实验钢在拉伸过程中均表现出铁素体/马氏体双相钢所具有的典型的连续屈服现象，加工硬化率在0.17以上，具有低的屈强比，均低于0.7.相比前期研究中层状超细晶铁素体/珠光体组织高达0.9左右的屈强比，本研究达成了预期目标，即引入马氏体组织，实现屈强比的显著降低.

图 2(Fig. 2)

图 2 实验钢拉伸过程的工程应力-工程应变曲线 Fig.2 Engineering stress-strain curves of the tested steel plates during tensile testing

表 2(Table 2)

表 2 实验钢的拉伸性能 Table 2 Tensile properties of the tested steel 实验钢 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 屈强比 加工硬化率 伸长率/% DPR750 586 888 0.66 0.17 22.1 DPR810 508 819 0.62 0.19 26.9

表 2 实验钢的拉伸性能 Table 2 Tensile properties of the tested steel

常规的铁素体/珠光体组织，普遍认为是由于柯氏气团的存在，使钢材在拉伸过程中存在气团与位错的钉扎与反钉扎过程，从而产生屈服平台^[10].对于铁素体/马氏体组织，马氏体相变过程中发生的体积膨胀，会在其相邻的铁素体晶粒中引入一定量的可动位错.拉伸过程中，此种可动位错会率先开动，从而发生塑性变形，避免柯氏气团的影响，表现出连续屈服行为.同时，马氏体高的硬度会阻碍位错的滑移，促进位错增殖，提高局部强度，使变形均匀分布，从而增大加工硬化率，提高抗拉强度，降低屈强比^[11-12].此外，DPR750钢相比DPR810钢，具有高强度、高屈强比和低伸长率.这应是DPR750钢具有较高位错密度(小角晶界比例高)导致的.高密度位错有利于强度提高，同时对伸长率有害.

实验钢的夏比冲击韧性如图 3所示.由图可知，DPR810钢相对DPR750钢具有更高的韧性.DPR810钢，在20 ℃时具有最高的吸收功(66 J)，当温度降至0 ℃时，吸收功降至57 J，随着温度降至-20 ℃和-40 ℃时，吸收功基本保持不变.对于DPR750钢，在20~-20 ℃温度范围内，冲击吸收功保持在45 J左右，当温度降至-40 ℃时，吸收功快速降至32 J，降幅为28.9%.前期研究中轧后空冷的工艺，810 ℃和750 ℃变形温度的钢板，20~-40 ℃范围内，冲击吸收功分别在100 J和90 J左右.对比可知，虽然本研究中实验钢的屈强比显著降低，但韧性发生一定程度恶化.可能原因是马氏体硬度较高，提高了第二相与铁素体基体间的硬度差，使冲击过程中应力容易在铁素体和马氏体相界面处集中，从而促进裂纹形核，降低韧性.后续研究可采用合适的退火工艺来降低马氏体硬度，在保证屈强比不显著增大的前提下提高实验钢的韧性.

图 3(Fig. 3)

图 3 实验钢的夏比冲击韧性 Fig.3 Charpy impact toughness of the tested steel plates

1) 在两相区轧制后淬火，当变形温度为750 ℃和810 ℃时，可在低碳微合金钢的组织中引入体积分数为14%左右的硬相马氏体.铁素体为基体，呈层状分布，实现超细化.轧制温度由750 ℃升高至810 ℃，组织发生一定程度的再结晶，更趋向均匀，同时层状程度减弱.

2) 马氏体提高了实验钢拉伸过程中的加工硬化率，将屈强比降至0.7以下，解决了前期研究中两相区轧制后空冷钢板屈强比偏高的问题.实验钢在具有高强度的同时，伸长率较高，韧性优良.